JPH04301060A - 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JPH04301060A JPH04301060A JP6504391A JP6504391A JPH04301060A JP H04301060 A JPH04301060 A JP H04301060A JP 6504391 A JP6504391 A JP 6504391A JP 6504391 A JP6504391 A JP 6504391A JP H04301060 A JPH04301060 A JP H04301060A
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Landscapes
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は耐パウダリング性に優れ
た焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそ
の製造方法に係わり、特にめっき付着量が40mg/m
2 以上(片面)の厚めっきでもプレス加工時の塑性変
形においてめっき層の剥離が生じない焼付硬化性高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する
。
た焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそ
の製造方法に係わり、特にめっき付着量が40mg/m
2 以上(片面)の厚めっきでもプレス加工時の塑性変
形においてめっき層の剥離が生じない焼付硬化性高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する
。
【0002】
【従来の技術】最近の自動車用鋼板は車体の軽量化を目
的として強度部材や外板部品に高強度冷延鋼板が盛んに
採用されてきたが、特に外板用には耐デント性の確保を
目的としてプレス加工後の塗装焼付処理によって強度が
高くなる塗装焼付性を有するタイプの適用が増加してい
る。
的として強度部材や外板部品に高強度冷延鋼板が盛んに
採用されてきたが、特に外板用には耐デント性の確保を
目的としてプレス加工後の塗装焼付処理によって強度が
高くなる塗装焼付性を有するタイプの適用が増加してい
る。
【0003】焼付処理による降伏点の上昇量として3k
g/mm2 以上が要望されているが、一方では自動車
の車体寿命の延長という課題に対して、従来よりも更に
めっき皮膜を厚くした表面処理鋼板を適用することが進
められつつある。特に外板用には塗装焼付硬化性に優れ
た厚目付け高強度表面処理鋼板の採用が検討されている
。ところが、鋼板の表面にめっきされた皮膜は、その厚
みが厚いほどプレス加工によって剥離し易くなり、車体
の防錆効果を損なうとともに作業環境を悪化させるとい
った問題を有している。更にこの問題は、高強度鋼板の
ように強度向上のために多量の合金元素を含有させた場
合により一層顕在化する。
g/mm2 以上が要望されているが、一方では自動車
の車体寿命の延長という課題に対して、従来よりも更に
めっき皮膜を厚くした表面処理鋼板を適用することが進
められつつある。特に外板用には塗装焼付硬化性に優れ
た厚目付け高強度表面処理鋼板の採用が検討されている
。ところが、鋼板の表面にめっきされた皮膜は、その厚
みが厚いほどプレス加工によって剥離し易くなり、車体
の防錆効果を損なうとともに作業環境を悪化させるとい
った問題を有している。更にこの問題は、高強度鋼板の
ように強度向上のために多量の合金元素を含有させた場
合により一層顕在化する。
【0004】めっき皮膜の剥離現象はパウダリングある
いはフレーキングと呼ばれているが、これらの不良現象
を解決する手段として、(1)特開昭52−13193
4号公報に開示されるように溶融亜鉛めっき浴にA1を
含有させる方法、(2)特開昭61−276962号公
報に開示されるように合金化亜鉛めっき層中のFe濃度
を特定範囲に管理する方法等、主としてめっき操業条件
の改善による方法がこれまでに検討されてきた。確かに
これらの方法を採用することによって、ある程度めっき
の剥離を減少させることは可能であるが、特に目付け量
が多くなった高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合
には問題を解決するまでには至っていないのが実情であ
る。
いはフレーキングと呼ばれているが、これらの不良現象
を解決する手段として、(1)特開昭52−13193
4号公報に開示されるように溶融亜鉛めっき浴にA1を
含有させる方法、(2)特開昭61−276962号公
報に開示されるように合金化亜鉛めっき層中のFe濃度
を特定範囲に管理する方法等、主としてめっき操業条件
の改善による方法がこれまでに検討されてきた。確かに
これらの方法を採用することによって、ある程度めっき
の剥離を減少させることは可能であるが、特に目付け量
が多くなった高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合
には問題を解決するまでには至っていないのが実情であ
る。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、特にめっき
目付け量の増加および高強度化によってプレス加工時に
問題となるめっき層の剥離を極力少く、また皆無とし、
更に塗装焼付の際に硬化性が大で、加工性にも優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする
。
目付け量の増加および高強度化によってプレス加工時に
問題となるめっき層の剥離を極力少く、また皆無とし、
更に塗装焼付の際に硬化性が大で、加工性にも優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする
。
【0006】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、これらの
問題点を解決するために種々研究を重ねた結果、極低炭
素鋼をベースにして、従来のようなPの積極的添加をせ
ず、B,Nb,Ti,Crの複合含有による作用と、B
を固溶状態として鋼中に存在させることにより、更に亜
鉛めっき層中のFe濃度を少くすることの組合せにより
、めっき目付け量を多くしてもめっき剥離が発生せず、
約3kg/mm2以上の焼付硬化性を有し、35kg/
mm2以上の高強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板
が得られることを知見した。
問題点を解決するために種々研究を重ねた結果、極低炭
素鋼をベースにして、従来のようなPの積極的添加をせ
ず、B,Nb,Ti,Crの複合含有による作用と、B
を固溶状態として鋼中に存在させることにより、更に亜
鉛めっき層中のFe濃度を少くすることの組合せにより
、めっき目付け量を多くしてもめっき剥離が発生せず、
約3kg/mm2以上の焼付硬化性を有し、35kg/
mm2以上の高強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板
が得られることを知見した。
【0007】本発明はこの知見に基づきなされたもので
、その要旨とするところは下記のとおりである。 (1) 重量%で、C:0.010%以下、Si:0
.5%以下、Mn:0.15〜0.80%、P:0.0
30%以下、S:0.03%以下、Al:0.100%
以下、N:0.0050%以下、B:0.0005〜0
.0050%、Nb:2×C(%)〜7.5×C(%)
、Ti:0.003〜0.030%、Cr:0.10〜
1.5%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる鋼板に亜鉛めっき層中のFe濃度が5〜15%未満
の合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする耐パウ
ダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板。
、その要旨とするところは下記のとおりである。 (1) 重量%で、C:0.010%以下、Si:0
.5%以下、Mn:0.15〜0.80%、P:0.0
30%以下、S:0.03%以下、Al:0.100%
以下、N:0.0050%以下、B:0.0005〜0
.0050%、Nb:2×C(%)〜7.5×C(%)
、Ti:0.003〜0.030%、Cr:0.10〜
1.5%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる鋼板に亜鉛めっき層中のFe濃度が5〜15%未満
の合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする耐パウ
ダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板。
【0008】(2) 重量%で、C:0.010%以
下、Si:0.5%以下、Mn:0.15〜0.80%
、P:0.030%以下、S:0.03%以下、Al:
0.100%以下、N:0.0050%以下、B:0.
0005〜0.0050%、Nb:2×C(%)〜7.
5×C(%)、Ti:0.003〜0.030%、Cr
:0.10〜1.5%を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を、仕上温度750℃超、巻取温
度750℃以下で熱間圧延し、圧下率60%以上で冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶焼鈍し
、強制的に冷却した後に420〜500℃で溶融亜鉛め
っきを施し、続いて400〜600℃で合金化処理を行
い、亜鉛めっき層中のFe濃度が5〜15%未満の合金
化亜鉛めっき層を施すことを特徴とする耐パウダリング
性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。
下、Si:0.5%以下、Mn:0.15〜0.80%
、P:0.030%以下、S:0.03%以下、Al:
0.100%以下、N:0.0050%以下、B:0.
0005〜0.0050%、Nb:2×C(%)〜7.
5×C(%)、Ti:0.003〜0.030%、Cr
:0.10〜1.5%を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を、仕上温度750℃超、巻取温
度750℃以下で熱間圧延し、圧下率60%以上で冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶焼鈍し
、強制的に冷却した後に420〜500℃で溶融亜鉛め
っきを施し、続いて400〜600℃で合金化処理を行
い、亜鉛めっき層中のFe濃度が5〜15%未満の合金
化亜鉛めっき層を施すことを特徴とする耐パウダリング
性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。
【0009】以下、本発明について詳細に説明する。
Cは絞り加工において必要な高いr値と伸びを得るため
と併せて焼付硬化性を確保せしめるために0.010%
以下とする。特に成形加工が厳しい用途に対しては0.
005%以下が好ましい。 Siは鋼板の強化元素として有効であるが、その含有量
が多くなるとめっきの密着性を劣化させるので0.5%
以下とする。
と併せて焼付硬化性を確保せしめるために0.010%
以下とする。特に成形加工が厳しい用途に対しては0.
005%以下が好ましい。 Siは鋼板の強化元素として有効であるが、その含有量
が多くなるとめっきの密着性を劣化させるので0.5%
以下とする。
【0010】Mnは鋼板の強度を高めるために含有させ
る成分で0.15%以上とする。一方、多すぎるとr値
を劣化させるので0.80%以下とする。 Pは強度を上げるのに最も有効な元素であるが、プレス
加工によって著しくめっき皮膜を剥離させるので0.0
30%以下に限定する。Pの下限は規定しないが、強度
の観点から0.010%以上が好ましい。
る成分で0.15%以上とする。一方、多すぎるとr値
を劣化させるので0.80%以下とする。 Pは強度を上げるのに最も有効な元素であるが、プレス
加工によって著しくめっき皮膜を剥離させるので0.0
30%以下に限定する。Pの下限は規定しないが、強度
の観点から0.010%以上が好ましい。
【0011】Sは微細な硫化物を生成させて強度を上昇
させるのに有効であるが、多いと延性を劣化させるので
0.030%以下にする。通常は0.010%以上でよ
い。 AlはNを固定し微細なAlNを析出させて強度を上昇
させる有効な成分として、まためっき剥離防止効果を助
長するために含有されるものである。そのためにはAl
/Nとして2以上の添加を行うが、特に本発明では後述
するBの作用を有効に発揮し、耐パウダリング性を高め
るために0.040%以上とすることが好ましい。一方
、多すぎても合金コストを高めるだけなので0.100
%以下とする。
させるのに有効であるが、多いと延性を劣化させるので
0.030%以下にする。通常は0.010%以上でよ
い。 AlはNを固定し微細なAlNを析出させて強度を上昇
させる有効な成分として、まためっき剥離防止効果を助
長するために含有されるものである。そのためにはAl
/Nとして2以上の添加を行うが、特に本発明では後述
するBの作用を有効に発揮し、耐パウダリング性を高め
るために0.040%以上とすることが好ましい。一方
、多すぎても合金コストを高めるだけなので0.100
%以下とする。
【0012】Nは本発明において有害な成分であり、そ
の含有量が多すぎるとr値や延性を劣化させる要因とな
るので0.0050%以下とする。 Bはこれまで主にNの固定のために添加されてきたが、
本発明では固溶のBがめっきの剥離を抑制するという新
たな知見に基づいてBを添加する。その効果を得るため
には0.0005%以上の添加が必要であるが、0.0
050%を越えると効果が飽和するとともにr値を低下
させるので0.0050%以下とする。
の含有量が多すぎるとr値や延性を劣化させる要因とな
るので0.0050%以下とする。 Bはこれまで主にNの固定のために添加されてきたが、
本発明では固溶のBがめっきの剥離を抑制するという新
たな知見に基づいてBを添加する。その効果を得るため
には0.0005%以上の添加が必要であるが、0.0
050%を越えると効果が飽和するとともにr値を低下
させるので0.0050%以下とする。
【0013】Nbは固溶のCを固定し、非時効性と焼付
硬化性を両立させるためにNb/C(wt%比)として
2以上が必要であるが、7.5を越えると焼付硬化性が
期待できなくなるので7.5以下とする。 Tiは直送圧延などの場合に問題となるSによる熱間脆
性割れの回避あるいはNを固定して上述したBの固溶状
態を確保するのに有効な元素である。これらの効果を得
るためには少なくとも0.003%以上のTiが必要で
ある。一方、あまり多すぎるとめっき剥離を促進させる
のでTiの上限を0.030%とする。
硬化性を両立させるためにNb/C(wt%比)として
2以上が必要であるが、7.5を越えると焼付硬化性が
期待できなくなるので7.5以下とする。 Tiは直送圧延などの場合に問題となるSによる熱間脆
性割れの回避あるいはNを固定して上述したBの固溶状
態を確保するのに有効な元素である。これらの効果を得
るためには少なくとも0.003%以上のTiが必要で
ある。一方、あまり多すぎるとめっき剥離を促進させる
のでTiの上限を0.030%とする。
【0014】Crはめっき皮膜を剥離させずに強度を上
昇させるのに有効な元素であり、その効果を得るために
は0.10%以上が必要である。しかし多すぎると製造
コストを高めるので1.5%以下とする。上記の組成か
らなる溶鋼は転炉や電気炉で溶製され、連続鋳造あるい
は造塊−分塊によって鋼片としたのちに熱間圧延する。 鋼片は熱間のまま直接熱間圧延してもあるいは温片の状
態で再加熱炉に装入してから熱間圧延してもよい。再加
熱の場合は炉の温度は1000〜1300℃とする。熱
間圧延時の仕上温度は750℃を切るとリジングという
表面欠陥が発生するので750℃超とする。仕上温度の
上限は加工性の点で規制する必要はないが、ロールの摩
耗の観点から950℃以下が好ましい。仕上げ後の巻取
温度はあまり高いと強度の確保が難しくなるので750
℃以下とする。巻取温度の下限は特に規定しないが通常
300℃以上とするのがよい。なお、r値を重視する場
合には700℃以上の高温で巻取るとよい。
昇させるのに有効な元素であり、その効果を得るために
は0.10%以上が必要である。しかし多すぎると製造
コストを高めるので1.5%以下とする。上記の組成か
らなる溶鋼は転炉や電気炉で溶製され、連続鋳造あるい
は造塊−分塊によって鋼片としたのちに熱間圧延する。 鋼片は熱間のまま直接熱間圧延してもあるいは温片の状
態で再加熱炉に装入してから熱間圧延してもよい。再加
熱の場合は炉の温度は1000〜1300℃とする。熱
間圧延時の仕上温度は750℃を切るとリジングという
表面欠陥が発生するので750℃超とする。仕上温度の
上限は加工性の点で規制する必要はないが、ロールの摩
耗の観点から950℃以下が好ましい。仕上げ後の巻取
温度はあまり高いと強度の確保が難しくなるので750
℃以下とする。巻取温度の下限は特に規定しないが通常
300℃以上とするのがよい。なお、r値を重視する場
合には700℃以上の高温で巻取るとよい。
【0015】次に、冷間圧延を圧下率60%以上で行う
。冷延率が低いと再結晶温度が上昇し、高r値の確保が
困難となるので60%以上とする。圧下率はあまり高い
と逆にr値が低下するので上限は95%とする。好まし
くは75〜85%の冷延率で行う。冷間圧延後は連続溶
融めっきラインで溶融亜鉛めっきおよび合金化処理が施
されるが、加工によるめっき皮膜の剥離を起こさなくす
るためには前述した成分組成の他にこれらの処理条件も
重要である。まず、通常の方法によって無酸化炉−還元
炉を通板して再結晶焼鈍するが、焼鈍温度は700℃以
上で行う。そのあとめっき浴の温度まで強制冷却し、4
20〜500℃で溶融亜鉛めっきする。めっきの温度は
低すぎても高すぎてもめっき性に良くないので420〜
500℃に規定する。また、めっき浴中にはAlを0.
08〜0.30%の濃度で含有させることが合金化の制
御のために有効である。
。冷延率が低いと再結晶温度が上昇し、高r値の確保が
困難となるので60%以上とする。圧下率はあまり高い
と逆にr値が低下するので上限は95%とする。好まし
くは75〜85%の冷延率で行う。冷間圧延後は連続溶
融めっきラインで溶融亜鉛めっきおよび合金化処理が施
されるが、加工によるめっき皮膜の剥離を起こさなくす
るためには前述した成分組成の他にこれらの処理条件も
重要である。まず、通常の方法によって無酸化炉−還元
炉を通板して再結晶焼鈍するが、焼鈍温度は700℃以
上で行う。そのあとめっき浴の温度まで強制冷却し、4
20〜500℃で溶融亜鉛めっきする。めっきの温度は
低すぎても高すぎてもめっき性に良くないので420〜
500℃に規定する。また、めっき浴中にはAlを0.
08〜0.30%の濃度で含有させることが合金化の制
御のために有効である。
【0016】次に、合金化処理条件は、プレス加工によ
るめっきの剥離性を支配する重要な因子の1つであり、
400〜600℃の温度で合金化処理を施し、めっき層
中のFe濃度を5〜15%未満に制御する。合金化の温
度が低すぎると合金化の反応がおそくなり、高すぎると
逆に合金化が進みすぎていずれもめっき層中のFe濃度
を前記範囲に制御することがむずかしくなるので合金化
の温度を400〜600℃に規定する。めっき層中のF
e濃度は少なすぎると塗装後の耐食性や溶接性が劣るの
で5%以上が必要であるが、多すぎるとめっき剥離が問
題となるので15%未満とする。
るめっきの剥離性を支配する重要な因子の1つであり、
400〜600℃の温度で合金化処理を施し、めっき層
中のFe濃度を5〜15%未満に制御する。合金化の温
度が低すぎると合金化の反応がおそくなり、高すぎると
逆に合金化が進みすぎていずれもめっき層中のFe濃度
を前記範囲に制御することがむずかしくなるので合金化
の温度を400〜600℃に規定する。めっき層中のF
e濃度は少なすぎると塗装後の耐食性や溶接性が劣るの
で5%以上が必要であるが、多すぎるとめっき剥離が問
題となるので15%未満とする。
【0017】なお、合金化亜鉛めっき処理を施したあと
に、さらにFe−Zn系の上層めっきを施すことは、耐
めっき剥離性のさらなる向上に有効である。最後にスキ
ンパスやテンションレベラーによって伸び率0.5%以
上を与えて降伏点伸びを消去する。本発明は、合金化亜
鉛めっき鋼板以外にZn−Snなどの亜鉛系めっき鋼板
にも適用でき、発明効果を享受できる。
に、さらにFe−Zn系の上層めっきを施すことは、耐
めっき剥離性のさらなる向上に有効である。最後にスキ
ンパスやテンションレベラーによって伸び率0.5%以
上を与えて降伏点伸びを消去する。本発明は、合金化亜
鉛めっき鋼板以外にZn−Snなどの亜鉛系めっき鋼板
にも適用でき、発明効果を享受できる。
【0018】
【実施例】表1に示した鋼を溶製し、同表に示す熱間圧
延条件で4.0mmの熱延板とし、次いで冷間圧延で0
.8mmとした後、表2に示す条件で溶融亜鉛めっきと
合金化処理を行った。亜鉛の付着量は片面当たり60g
/m2で厚目付けにした。スキンパス1.0%を施した
後、得られた鋼板について引張試験、r値、BH性およ
び加工によるめっき層の剥離状況を調査した。めっき層
の剥離性については、角筒ポンチで絞り加工を施し、そ
の角筒コーナー部にセロテープを貼付けた後にテープを
剥がしてテープに付着しためっき量を測定した。その付
着量を大、中、少、極少の4段階に区分してめっきの剥
離性を評価した。各種の測定結果を表2に示す。
延条件で4.0mmの熱延板とし、次いで冷間圧延で0
.8mmとした後、表2に示す条件で溶融亜鉛めっきと
合金化処理を行った。亜鉛の付着量は片面当たり60g
/m2で厚目付けにした。スキンパス1.0%を施した
後、得られた鋼板について引張試験、r値、BH性およ
び加工によるめっき層の剥離状況を調査した。めっき層
の剥離性については、角筒ポンチで絞り加工を施し、そ
の角筒コーナー部にセロテープを貼付けた後にテープを
剥がしてテープに付着しためっき量を測定した。その付
着量を大、中、少、極少の4段階に区分してめっきの剥
離性を評価した。各種の測定結果を表2に示す。
【0019】表2から明らかなように、本発明の成分組
成、熱間圧延条件、溶融亜鉛めっき条件および合金化条
件をすべて満たす試料A〜Eは、優れた耐めっき剥離性
、焼付硬化性、高r値を有した高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板として評価される。一方、Pの含有量が多い試
料Fはめっきの剥離が非常に多い。また、NbやTiの
含有量が多い試料GはBH性が得られず、また、めっき
が剥離し易い。そして、試料Hは合金化処理温度が高す
ぎてめっき剥離が大きい。
成、熱間圧延条件、溶融亜鉛めっき条件および合金化条
件をすべて満たす試料A〜Eは、優れた耐めっき剥離性
、焼付硬化性、高r値を有した高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板として評価される。一方、Pの含有量が多い試
料Fはめっきの剥離が非常に多い。また、NbやTiの
含有量が多い試料GはBH性が得られず、また、めっき
が剥離し易い。そして、試料Hは合金化処理温度が高す
ぎてめっき剥離が大きい。
【0020】
【表1】
【0021】
【表2】
【0022】
【発明の効果】本発明による合金化溶融亜鉛めっき鋼板
は、高強度を確保しつつ塗装焼付によって強度が上昇す
る焼付硬化性を有し、また高いr値を持つことから深絞
り性も十分備えており、併せて厳しい加工を受けても厚
目付けのめっき層の剥離が極めて少く、従来よりも格段
に性能を向上させることができるので、耐デント性や厳
しい加工性および従来以上の車体寿命の延長を要求され
る自動車部品に適用でき、成形品の不良率低減や作業環
境の改善など産業上極めて有用な効果をもたらす。
は、高強度を確保しつつ塗装焼付によって強度が上昇す
る焼付硬化性を有し、また高いr値を持つことから深絞
り性も十分備えており、併せて厳しい加工を受けても厚
目付けのめっき層の剥離が極めて少く、従来よりも格段
に性能を向上させることができるので、耐デント性や厳
しい加工性および従来以上の車体寿命の延長を要求され
る自動車部品に適用でき、成形品の不良率低減や作業環
境の改善など産業上極めて有用な効果をもたらす。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.010%以下、S
i:0.5%以下、Mn:0.15〜0.80%、P:
0.030%以下、S:0.03%以下、Al:0.1
00%以下、N:0.0050%以下、B:0.000
5〜0.0050%、Nb:2×C(%)〜7.5×C
(%)、Ti:0.003〜0.030%、Cr:0.
10〜1.5%を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼板に亜鉛めっき層中のFe濃度が5〜15
%未満の合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする
耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項2】 重量%で、C:0.010%以下、S
i:0.5%以下、Mn:0.15〜0.80%、P:
0.030%以下、S:0.03%以下、Al:0.1
00%以下、N:0.0050%以下、B:0.000
5〜0.0050%、Nb:2×C(%)〜7.5×C
(%)、Ti:0.003〜0.030%、Cr:0.
10〜1.5%を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼片を、仕上温度750℃超、巻取温度75
0℃以下で熱間圧延し、圧下率60%以上で冷間圧延し
た後、連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶焼鈍し、強制
的に冷却した後に420〜500℃で溶融亜鉛めっきを
施し、続いて400〜600℃で合金化処理を行い、亜
鉛めっき層中のFe濃度が5〜15%未満の合金化亜鉛
めっき層を施すことを特徴とする耐パウダリング性に優
れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6504391A JPH04301060A (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6504391A JPH04301060A (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04301060A true JPH04301060A (ja) | 1992-10-23 |
Family
ID=13275539
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6504391A Withdrawn JPH04301060A (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04301060A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06336666A (ja) * | 1993-05-31 | 1994-12-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状の優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
WO2002101112A3 (en) * | 2001-06-06 | 2004-10-14 | Nippon Steel Corp | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
EP1806421A1 (en) * | 2004-07-27 | 2007-07-11 | Nippon Steel Corporation | High young's modulus steel plate, zinc hot dip galvanized steel sheet using the same, alloyed zinc hot dip galvanized steel sheet, high young's modulus steel pipe, and method for production thereof |
JP2009215585A (ja) * | 2008-03-07 | 2009-09-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたZn−Al−Mg系めっき鋼板 |
-
1991
- 1991-03-28 JP JP6504391A patent/JPH04301060A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06336666A (ja) * | 1993-05-31 | 1994-12-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状の優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 |
WO2002101112A3 (en) * | 2001-06-06 | 2004-10-14 | Nippon Steel Corp | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
US7267890B2 (en) | 2001-06-06 | 2007-09-11 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance corrosion resistance ductility and plating adhesion after servere deformation and a method of producing the same |
US7824509B2 (en) | 2001-06-06 | 2010-11-02 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
US8216397B2 (en) | 2001-06-06 | 2012-07-10 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
US8802241B2 (en) | 2004-01-08 | 2014-08-12 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet having high young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young's modulus, and methods for manufacturing the same |
EP1806421A1 (en) * | 2004-07-27 | 2007-07-11 | Nippon Steel Corporation | High young's modulus steel plate, zinc hot dip galvanized steel sheet using the same, alloyed zinc hot dip galvanized steel sheet, high young's modulus steel pipe, and method for production thereof |
EP1806421A4 (en) * | 2004-07-27 | 2008-02-27 | Nippon Steel Corp | HIGH YOUNG MODULE STEEL PLATE, HOT GALVANIZED STEEL SHEET USING THE SAME, HOT GALVANIZED STEEL SHEET ALLOY, HIGH YOUNG MODULE STEEL PIPE, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
US8057913B2 (en) | 2004-07-27 | 2011-11-15 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet having high young'S modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young'S modulus and methods for manufacturing the same |
EP2700730A3 (en) * | 2004-07-27 | 2017-08-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet having high Young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high Young's modulus, and methods for manufacturing these |
JP2009215585A (ja) * | 2008-03-07 | 2009-09-24 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたZn−Al−Mg系めっき鋼板 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
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